CN116209782A - 钢材 - Google Patents

Abstract

提供一种钢材，其具有优异的切削性，即使实施了真空渗碳处理等之后也具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度，可以抑制热处理变形。本实施方式提供钢材的化学组成以质量％计含有C：0.18～0.25％、Si：0.70～2.00％、Mn：0.70～1.50％、S：0.005～0.050％、N：0.0050～0.0200％、Al：0.001～0.100％、O：0.0050％以下和P：0.030％以下，余量为Fe和杂质，且满足说明书中的式(1)和式(2)。此外，横截面和纵截面的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，铁素体平均粒径比为2.00以下。

Description

钢材

技术领域

本公开涉及一种钢材，更详细而言，涉及一种适合作为实施真空渗碳处理而制造的机械结构用部件的坯料的钢材。

本说明书中，真空渗碳处理也包括真空渗碳氮化处理。另外，本说明书中，真空渗碳处理是指包括真空渗碳工序(包括真空渗碳氮化工序)和真空渗碳工序后的淬火工序。

背景技术

机械结构用部件以例如汽车和施工车辆等的齿轮和转轴等为代表。作为机械结构用部件，使用以JIS G 4053(2016)规定的SCr420、SCM420、SNCM420为代表的机械结构用合金钢钢材。

这些钢材例如通过以下制造工序制成机械结构用部件。对钢材实施锻造(热锻或冷锻)和/或切削加工等，制造所期望的形状的中间品。对中间品实施热处理(淬火和回火、渗碳处理或渗碳氮化处理等)，调整中间品的硬度和显微组织。通过以上制造工序，制造机械结构用部件。

如上所述，在机械结构用部件的制造工序中，有时对钢材实施切削加工。因此，作为机械结构用部件的坯料的钢材要求高切削性。

近年来，为了改善汽车和施工车辆等的油耗，机械结构用部件的轻量化和小型化不断发展。因此，机械结构用部件要求优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。

作为提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度的方法，已知有真空渗碳处理。真空渗碳处理中，在机械结构用部件的表层形成硬化层(渗碳层或渗碳氮化层)。通过该硬化层，提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。

另一方面，实施了真空渗碳处理(真空渗碳处理和真空渗碳氮化处理)的情况下，机械结构用部件容易变形。本说明书中，将真空渗碳处理时的机械结构用部件的变形称为热处理变形。由于热处理变形，机械结构用部件的形状发生扭曲。机械结构用部件的形状扭曲会造成汽车和施工车辆等在运转时出现噪音和振动。因此，需求一种在实施了真空渗碳处理的情况下可抑制热处理变形的钢材。

关于抑制热处理变形的技术，在日本特开2016-191151号公报(专利文献1)、日本特开2018-028130号公报(专利文献2)、日本特开2007-291486号公报(专利文献3)和日本特开2010-150566号公报(专利文献4)中有公开。

专利文献1公开的渗碳部件以质量％计，含有C：0.10～0.30％、Si：0.16～1.40％、Mn：1.40～3.00％、P：0.030％以下、S：0.060％以下、Cr：0.01～0.29％、Al：0.010～0.300％、和N：0.003～0.030％，余量为Fe和杂质。该渗碳部件的表面具有平坦部和边缘部。从平坦部的表面起至深度0.05mm的位置为止的平坦部表层区域的碳浓度为0.70～0.89％，从边缘部的表面起至深度0.05mm的位置为止的边缘部表层区域的碳浓度为1.20％以下。此外，晶界氧化层深度为1μm以下，芯部的维氏硬度为260以上。由此，据专利文献1记载，专利文献1的渗碳部件即使是具有包含边缘部的形状的渗碳部件，弯曲疲劳强度也优异。

专利文献2公开的渗碳部件以质量％计，含有C：0.10～0.30％、Si：0.16～1.40％、Mn：1.40～3.00％、P：0.030％以下、S：0.060％以下、Cr：0.01～0.29％、Al：0.010～0.100％、和N：0.003～0.030％，余量为Fe和杂质。该渗碳部件的表面具有平坦部和边缘部。从平坦部的表面起至深度0.05mm的位置为止的平坦部表层区域的碳浓度为0.70～0.89％，从边缘部的表面起至深度0.05mm的位置为止的边缘部表层区域的碳浓度为1.20％以下。此外，从平坦部的表面起至深度0.3mm的位置的维氏硬度为650以上，晶界氧化层深度为1μm以下，芯部的维氏硬度为260以上。由此，据专利文献2记载，专利文献2的渗碳部件即使是具有包含边缘部的形状的渗碳部件，弯曲疲劳强度也优异。

专利文献3公开的渗碳部件具有如下合金组成：以质量％计，含有C：0.1～0.3％、Si：0.5～3.0％、Mn：0.3～3.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Cu：0.01～1.00％、Ni：0.01～3.00％、Cr：0.3～1.0％、Al：0.20％以下和N：0.05％以下，余量为不可避免的杂质和Fe，其满足[Si％]+[Ni％]+[Cu％]-[Cr％]＞0.5的条件。此外，该渗碳部件是通过真空渗碳的方式实施渗碳处理而得到的。由此，据专利文献3记载，专利文献3的渗碳部件在边缘部韧性不降低的基础上，在表面碳浓度最低的部分也有0.6％以上，没有因渗碳不足而产生强度低的部分。

专利文献4公开的真空渗碳或真空渗碳氮化用的钢材具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.10～0.25％、Si：0.35～1.5％、Mn：0.4～1.5％、P：0.025％以下、S：0.015～0.05％、Cr：0.50～2.0％、Al：0.010～0.050％和N：0.012～0.025％，余量为Fe和杂质，杂质中的O(氧)：0.0012％以下和Ti：0.003％以下，且满足式(1)～(3)。在此，式(1)为910-203×C^0.5+44.7×Si≤860，式(2)为2.0≤(0.31×C^0.5)×(0.7×Si+1.00)×(3.33×Mn+1.00)×(2.16×Cr+1.00)≤3.5，式(3)为0.2×(S/Mn)+P≤0.030。此外，在与长度方向平行的截面上，将夹杂物的长径设为L(μm)，将短径设为W(μm)，满足规定的条件时，(πLW/4)^0.5所表示的氧化物等夹杂物的最大等价圆直径为35μm以下。据专利文献4记载，专利文献4的钢材通过调整C和Si含量，降低了淬火时的热处理应变的不均，提高了面疲劳强度和弯曲疲劳强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2016-191151号公报

专利文献2：日本特开2018-028130号公报

专利文献3：日本特开2007-291486号公报

专利文献4：日本特开2010-150566号公报

发明内容

发明要解决的问题

专利文献1～4均为公开了提高疲劳强度的技术的文献，但没有公开任何与抑制热处理变形有关的技术。

本公开的目的在于提供一种钢材，其具有优异的切削性，在实施真空渗碳处理后具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度，并且可以抑制真空渗碳处理后的热处理变形。

用于解决问题的方案

本实施方式的钢材的化学组成

以质量％计，含有

C：0.18～0.25％、

Si：0.70～2.00％、

Mn：0.70～1.50％、

S：0.005～0.050％、

N：0.0050～0.0200％、

Al：0.001～0.100％、

O：0.0050％以下、和

P：0.030％以下，

余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)，

在作为所述钢材的与长度方向垂直的截面且为半径R的圆形的横截面上，

将所述横截面的中心位置、以及作为在径向上距所述横截面的中心为R/2的位置的围绕所述横截面的中心以45°间距配置的8处所述R/2位置定义为9处横截面观察位置时，

所述各横截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，

所述9处横截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且所述铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，

所述9处横截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下，

在作为所述钢材的与长度方向平行的截面且包含所述钢材的中心轴的纵截面上，

将在所述中心轴上以R/2间距配置的3处中心轴位置、以及在所述径向上距所述各中心轴位置为R/2的位置配置的6处所述R/2位置定义为9处纵截面观察位置时，

所述各纵截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，

所述9处纵截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且所述铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，

所述9处纵截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下。

Si/Mn≥1.00 (1)

1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)＜0.800 (2)

在此，式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。不含对应的元素时，其元素符号代入“0”。

发明的效果

本公开提供的钢材具有优异的切削性，在实施真空渗碳处理后具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度，并且可以抑制真空渗碳处理后的热处理变形。

附图说明

图1为示出F2(＝1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo))值与最大变形量比(％)的关系的图。

图2为用于说明在本实施方式的钢材的与长度方向垂直的横截面上实施显微组织观察的横截面观察位置的示意图。

图3为用于说明在本实施方式的钢材的与长度方向平行且包含中心轴的纵截面上实施显微组织观察的纵截面观察位置的示意图。

图4为带状组织的示意图。

图5为示出真空渗碳工序和淬火工序的加热模式的一个例子的图。

图6为实施例中制作的小野式旋转弯曲试验片的俯视图。

图7为示出气体渗碳工序和淬火工序的加热模式的一个例子的图。

图8为实施例中制作的辊点蚀疲劳试验用试验片的俯视图。

图9为用于说明辊点蚀疲劳试验的示意图。

图10为实施例中制作的大辊试验片的正视图。

图11A为实施例中制作的齿轮模拟试验片的立体图。

图11B为图11A中的贯通孔的立体图。

具体实施方式

本发明人等对具有优异的切削性、实施真空渗碳处理制成机械结构用部件时具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度、并且可以抑制真空渗碳处理后的热处理变形的钢材进行了调查和研究。

本发明人等从化学组成的角度出发，对于具有优异的切削性、且在真空渗碳处理后具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度的钢材进行了研究。

研究结果认为，当钢材的化学组成以质量％计含有C：0.18～0.25％、Si：0.70～2.00％、Mn：0.70～1.50％、S：0.005～0.050％、N：0.0050～0.0200％、Al：0.001～0.100％、O：0.0050％以下、P：0.030％以下、Mo：0～0.50％、Nb：0～0.050％、Cr：0～0.60％、Ti：0～0.020％、Cu：0～0.50％、Ni：0～0.80％、V：0～0.30％、Mg：0～0.0035％、Ca：0～0.0030％、和稀土元素：0～0.0050％、余量为Fe和杂质时，该钢材具有优异的切削性，此外，在真空渗碳处理后可能具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。

本发明人等还认为，以化学组成中的各元素含量在上述范围内为前提，如果还满足下式(1)，则在真空渗碳处理后可能具有优异的弯曲疲劳强度。

Si/Mn≥1.00 (1)

在此，式(1)中的各元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

本实施方式的钢材中，Si含量相对于Mn含量的比为1.00以上时、即满足式(1)时，夹杂物为软质的MnO-SiO₂。该夹杂物在热加工(热轧)中发生玻璃化而伸长和断裂，变得细小。因此，可以减少使弯曲疲劳强度下降的粗大夹杂物，弯曲疲劳强度提升。

本发明人等还对抑制真空渗碳处理中的热处理变形的手段进行了研究。本发明人等关注了钢材的显微组织。如果钢材中各部位处的显微组织尽量均匀，具体而言，如果抑制了钢材中各部位处的显微组织的相结构不均和晶粒不均，则可以抑制真空渗碳淬火时马氏体相变发生时机的不均。其结果，可以抑制热处理变形。为此，本发明人等对钢材的各部位处的相结构和晶体粒径进行了研究。

本发明人等首先关注了钢材的与长度方向垂直的截面即横截面上的显微组织不均。为了对横截面上的显微组织不均进行定量化，将横截面上的显微组织的观察位置、即横截面观察位置定义如下。

将钢材的横截面半径设为R时，将横截面的中心位置、以及作为在径向上距横截面的中心为R/2的位置的围绕横截面的中心以45°间距配置的8处R/2位置定义为9处横截面观察位置。

本发明人等对各横截面观察位置处的显微组织进行了调查和研究。研究结果发现，横截面观察位置处的显微组织满足以下条件时，渗碳处理后的热处理变形被抑制。

(1)各横截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体。

(2)9处横截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

(3)9处横截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下。

但是发现，即使是具有上述化学组成且满足上述显微组织的钢材，依然存在无法充分抑制热处理变形的情况，尤其是存在无法充分抑制汽车和施工车辆等运转时的噪音和振动的情况。为此，本发明人等进行了进一步研究。

其结果，发现了以下情况。为了抑制运转时的噪音和振动，三维地抑制钢材的热处理变形是有效的。如上所述，如果抑制钢材的横截面的显微组织的相结构和晶粒的不均，则可以抑制钢材的与长度方向垂直的方向的热处理变形。

但是，如果只是抑制钢材的横截面的显微组织的不均，则停留在抑制二维的热处理变形。即，即使抑制了钢材的横截面的显微组织不均，也依然存在钢材的与长度方向平行且包含钢材的中心轴的截面即纵截面的显微组织不均的情况。在这种情况下，热处理变形产生不均。其结果，无法充分抑制运转时的噪音和振动。

为此，本发明人等除了关注钢材的横截面的显微组织不均，还关注了钢材的纵截面的显微组织不均。并且，为了对纵截面上的显微组织不均进行定量化，将纵截面上的显微组织的观察位置、即纵截面观察位置定义如下。

将在钢材的中心轴上以R/2间距配置的3处中心轴位置、以及在径向上距各中心轴位置为R/2的位置配置的6处R/2位置定义为9处纵截面观察位置。

本发明人等对各纵截面观察位置处的显微组织进行了调查和研究。研究结果发现，当横截面观察位置处的显微组织满足上述条件，并且纵截面观察位置处的显微组织满足以下条件时，气体渗碳处理后的热处理变形被充分抑制。

(4)各纵截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体。

(5)9处纵截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

(6)9处纵截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下。

但是，即使钢材具有上述化学组成且横截面观察位置和纵截面观察位置处的显微组织满足上述条件(1)～(6)，也依然存在热处理变形无法充分抑制的情况。为此，本发明人等进行了进一步研究。

在此，本发明人等关注了真空渗碳处理后的马氏体相变。并且，本发明人等对真空渗碳淬火时马氏体相变的发生机制进行了详细研究。

本发明人等首先尝试了通过使用具有上述化学组成的钢材，使机械结构用部件的各部位处的马氏体相变时机尽量相同，来抑制热处理变形。具体而言，尝试通过抑制钢材的各部位(横截面观察位置、纵截面观察位置)的显微组织不均，且尽量抑制各部位的Ms点的不均，来抑制热处理变形。

但是，本发明人等调查的结果发现，即使抑制了上述化学组成的钢材的各部位处的显微组织不均，钢材各部位处的马氏体相变时机也无论如何都会有微小偏差，使各部位在同一时机发生马氏体相变是极其困难的。具体而言，发现在将真空渗碳处理中的骤冷时的时间划分成微小时间的情况下，即使将钢材的横截面观察位置和纵截面观察位置处的显微组织不均抑制到极限，无论如何都会产生钢材中混合存在已发生马氏体相变的部分(以下称为“马氏体相变部分”)和未发生马氏体相变的部分(以下称为“马氏体未相变部分”)的微小时间带。

可以认为真空渗碳处理时钢材的显微组织如下发生变化。

将淬火时间(骤冷时间)划分成微小时间的情况下，首先，钢材内部的一部分开始马氏体相变。然后，随着时间进程，马氏体相变从中心部分向表层部分的方向发展。即，马氏体相变并不是从钢材的表层开始，而是从钢材的内部开始发生。

经真空渗碳处理，钢材表层的碳浓度变得比钢材内部的碳浓度高。因此，钢材表层的Ms点低于钢材内部的Ms点。此外，即便可以使钢材内部的各部位处Ms点均匀，由于钢材形状的原因，各部位的冷却速度也不会完全相同。因此，将淬火时间划分成微小时间的情况下，在钢材的各部位中，从钢材内部的冷却速度快的部位开始马氏体相变。因此，在气体渗碳处理的淬火过程中，必然产生马氏体相变部分与马氏体未相变部分混合存在的微小时间带。

基于以上认知，本发明人等不再纠结于使马氏体相变时机尽量相同来抑制热处理变形，而是以真空渗碳处理过程中马氏体相变部分和马氏体未相变部分混合存在的微小时间带必然存在为前提，对抑制热处理变形的手段进行研究。

在淬火过程中，马氏体未相变部分与马氏体相变部分相比是软质的。此外，与具有面心立方晶格结构的马氏体未相变部分相比，具有体心立方晶格结构的马氏体相变部分的体积大。因此，在淬火过程中，由于钢材的一部分发生马氏体相变而导致混合存在马氏体相变部分和马氏体未相变部分的情况下，马氏体未相变部分产生应变。可以认为该应变会引起热处理变形。

为此，本发明人等认为，以真空渗碳处理过程中存在马氏体相变部分与马氏体未相变部分混合存在的微小时间带为前提，如果能将生成马氏体相变部分的时间点上的马氏体未相变部分的强度保持得高，则可以抑制马氏体未相变部分的应变产生，其结果，可以抑制热处理变形。

为此，本发明人等对在真空渗碳处理的淬火过程中如何将生成马氏体相变部分时马氏体未相变部分的强度保持得高进行了进一步研究。具有上述化学组成的钢材中，为了提高生成马氏体相变部分的温度域下的马氏体未相变部分的强度，使其适当含有在生成马氏体相变部分的温度域下强化马氏体未相变部分的元素是有效的。

本发明人等认为，在上述化学组成中，作为提高生成马氏体相变部分的温度域下的马氏体未相变部分的强度的元素，C、Si、Mn、Cr和Mo是有效的。为此，对这些元素和气体渗碳处理的淬火过程中的热处理变形量之间的关系进行了进一步研究。其结果表明，当上述化学组成的钢材还满足下式(2)时，热处理变形显著被抑制。

1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)＜0.800 (2)

在此，式(2)中的各元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。不含对应的元素时，该元素符号代入“0”。

定义F2＝1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)。图1为示出化学组成中的各元素含量在上述范围内、且横截面观察位置和纵截面观察位置处的显微组织不均满足上述条件的钢材中的F2值与最大变形量比(％)的关系的图。最大变形量比是热处理变形的指标。最大变形量比越大，表示钢材的热处理变形越大。最大变形量比通过后述的方法求出。

参见图1，化学组成中的各元素含量在上述范围内、且横截面观察位置和纵截面观察位置处的显微组织满足上述条件(1)～(6)的钢材中，随着F2下降，最大变形量比下降。并且，F2小于0.800时，最大变形量比显著下降。即，相对于F2的最大变形量比在F2＝0.800附近具有拐点。因此，F2小于0.800时，能够充分抑制渗碳淬火时的钢材的热处理变形。

综上，本发明人等发现，在具有上述化学组成的钢材中，在抑制横截面观察位置和纵截面观察位置的显微组织不均而在一定程度上抑制淬火时的马氏体相变的发生时机不均，并且淬火过程中无论如何都会产生马氏体相变部分与马氏体未相变部分混合存在的微小时间带，以此为前提，通过使F2小于0.800，可以具有优异的切削性、在真空渗碳处理后具有优异的弯曲疲劳强度和优异的面疲劳强度，并且可以充分抑制真空渗碳处理后的热处理变形。

基于以上认知完成的本实施方式提供的钢材具有以下构成。

[1]

一种钢材，其化学组成以质量％计含有

C：0.18～0.25％、

Si：0.70～2.00％、

Mn：0.70～1.50％、

S：0.005～0.050％、

N：0.0050～0.0200％、

Al：0.001～0.100％、

O：0.0050％以下、和

P：0.030％以下，

余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)，

在作为所述钢材的与长度方向垂直的截面且为半径R的圆形的横截面上，

将所述横截面的中心位置、以及作为在径向上距所述横截面的中心为R/2的位置的围绕所述横截面的中心以45°间距配置的8处所述R/2位置定义为9处横截面观察位置时，

所述各横截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，

所述9处横截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且所述铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，

所述9处横截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下，

在作为所述钢材的与长度方向平行的截面且包含所述钢材的中心轴的纵截面上，

将在所述中心轴上以R/2间距配置的3处中心轴位置、以及在所述径向上距所述各中心轴位置为R/2的位置配置的6处所述R/2位置定义为9处纵截面观察位置时，

所述各纵截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，

所述9处纵截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且所述铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，

所述9处纵截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下。

Si/Mn≥1.00 (1)

1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)＜0.800 (2)

在此，式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。不含对应的元素时，该元素符号代入“0”。

[2]

根据[1]所述的钢材，

所述化学组成还含有选自由下述元素组成的组中的一种以上元素来代替一部分所述Fe：

Mo：0.50％以下、

Nb：0.050％以下、

Cr：0.60％以下

Ti：0.020％以下、

Cu：0.50％以下、

Ni：0.80％以下、

V：0.30％以下、

Mg：0.0035％以下、

Ca：0.0030％以下、和

稀土元素：0.0050％以下。

以下对本实施方式的钢材进行详述。涉及元素的“％”只要没有特别说明，其含义为质量％。

[钢材的化学组成]

钢材的化学组成含有以下元素。

C：0.18～0.25％

碳(C)会提高钢材的强度。C含量小于0.18％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。

另一方面，C含量大于0.25％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，淬火性也会变得过高。在这种情况下，真空渗碳处理后的机械结构用部件的硬度变得过高。其结果，机械结构用部件的切削性显著下降。

因此，C含量为0.18～0.25％。C含量的优选的下限为0.19％，进一步优选为0.20％，进一步优选为0.21％。C含量的优选的上限为0.24％，进一步优选为0.23％，进一步优选为0.22％。

Si：0.70～2.00％

硅(Si)会提高钢材的淬火性，提高钢材的强度。Si还会提高钢材作为机械结构用部件时硬化层的回火软化阻力。因此，机械结构用部件的面疲劳强度提升。Si含量小于0.70％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。

另一方面，Si含量大于2.00％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，淬火性也变得过高。因此，真空渗碳处理后的钢材的硬度变高。因此，钢材的切削性显著下降。

因此，Si含量为0.70～2.00％。Si含量的优选的下限为0.71％，进一步优选为0.72％，进一步优选为0.75％。Si含量的优选的上限为1.90％，进一步优选为1.70％，进一步优选为1.50％，进一步优选为1.47％，进一步优选为1.45％。

Mn：0.70～1.50％

锰(Mn)会提高钢材的淬火性，提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。Mn含量小于0.70％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。

另一方面，Mn含量大于1.50％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材也会变得过硬。在这种情况下，钢材的切削性下降。

因此，Mn含量为0.70～1.50％。Mn含量的优选的下限大于0.70％，进一步优选为0.75％，进一步优选为0.80％。Mn含量的优选的上限小于1.50％，进一步优选为1.45％，进一步优选为1.40％，进一步优选为1.35％。

S：0.005～0.050％

硫(S)会与Mn结合形成MnS。MnS会提高钢材的切削性。S含量小于0.005％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。

另一方面，S含量大于0.050％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，MnS也会过多形成。在这种情况下，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度下降。

因此，S含量为0.005～0.050％。S含量的优选的下限为0.010％，进一步优选为0.013％，进一步优选为0.015％。S含量的优选的上限小于0.050％，进一步优选为0.035％，进一步优选为0.025％。

N：0.0050～0.0200％

氮(N)会与Al和Nb结合，形成AlN和NbN。AlN和NbN可通过钉扎效应，抑制真空渗碳处理的加热过程中的晶粒粗大化。N含量小于0.0050％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。

另一方面，N含量大于0.0200％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，制钢工序中，所制造的铸坯或铸锭的表面也容易出现瑕疵。

因此，N含量为0.0050～0.0200％。N含量的优选的下限为0.0100％，进一步优选为0.0120％，进一步优选为0.0130％。N含量的优选的上限小于0.0200％，进一步优选为0.0190％，进一步优选为0.0180％，进一步优选为0.0150％。

Al：0.001～0.100％

铝(Al)会使钢脱氧。Al还会与N结合形成AlN。AlN可通过钉扎效应，抑制真空渗碳处理加热过程中的晶粒粗大化。Al含量小于0.001％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。

另一方面，Al含量大于0.100％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会促进粗大的Al氧化物形成。粗大的Al氧化物会使机械结构用部件的弯曲疲劳强度下降。

因此，Al含量为0.001～0.100％。Al含量的优选的下限为0.010％，进一步优选为0.020％，进一步优选为0.025％，进一步优选为0.027％，进一步优选为0.030％。Al含量的优选的上限为0.090％，进一步优选为0.070％，进一步优选为0.050％，进一步优选为0.045％，进一步优选为0.040％，进一步优选为0.035％。

O(氧)：0.0050％以下

氧(O)为杂质。O会与钢材中的其它元素结合，形成粗大的氧化物系夹杂物。粗大的氧化物系夹杂物会使机械结构用部件的弯曲疲劳强度下降。O含量大于0.0050％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，机械结构用部件的弯曲疲劳强度也会显著下降。

因此，O含量为0.0050％以下。O含量的优选的上限为0.0040％，进一步优选为0.0030％，进一步优选为0.0020％，进一步优选为0.0015％。

O含量优选尽可能低。但是，O含量的过度降低会提高生产成本。因此，考虑通常的工业生产的情况下，O含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.0001％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。

P：0.030％以下

磷(P)为杂质。P会偏析于晶界使晶界强度下降。P含量大于0.030％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，P也会过多地偏析于晶界导致晶界强度下降，其结果，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度下降。

因此，P含量为0.030％以下。P含量的优选的上限为0.025％，进一步优选为0.020％，进一步优选为0.015％。

P含量优选尽可能低。但是，P含量的过度降低会提高生产成本。因此，考虑通常的工业生产的情况下，P含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。

本实施方式提供的钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，杂质是指，工业上制造钢材时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的、在对本实施方式的钢材无不良影响的范围内允许存在的物质。此处所述的杂质是B、Pb、W、Sb、Bi、Co、Ta、Sn、In、Zr、Te、Se和Zn等。O和P以外的杂质的总含量为0.01％以下。需要说明的是，上述杂质中，B含量为0.0003％以下。

[关于任选元素(optional elements)]

本实施方式的钢材的化学组成还可以含有选自由以下元素组成的组中的1种以上元素来代替一部分Fe：

Mo：0.50％以下、

Nb：0.050％以下、

Cr：0.60％以下、

Ti：0.020％以下、

Cu：0.50％以下、

Ni：0.80％以下、

V：0.30％以下、

Mg：0.0035％以下、

Ca：0.0030％以下、和

稀土元素：0.0050％以下。这些元素为任选元素，均会提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。

Mo：0.50％以下

钼(Mo)为任选元素，可以不含。即，Mo含量可以是0％。含有的情况下，Mo会提高钢材的淬火性，提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。Mo只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Mo含量大于0.50％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材也会变得过硬。在这种情况下，钢材的切削性下降。

因此，Mo含量为0～0.50％，含有的情况下，为0.50％以下(即，大于0且为0.50％以下)。

Mo含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Mo含量的优选的上限小于0.50％，进一步优选为0.45％，进一步优选为0.40％，进一步优选为0.35％。

Nb：0.050％以下

铌(Nb)为任选元素，可以不含。即，Nb含量可以是0％。含有的情况下，Nb会与C和/或N结合形成Nb析出物(NbC、NbN、Nb(CN)等)。Nb析出物与AlN同样地可通过钉扎效应抑制气体渗碳处理中的晶粒粗大化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。Nb只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Nb含量大于0.050％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，Nb析出物也会粗大化。在这种情况下，无法充分抑制气体渗碳处理中的晶粒粗大化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度下降。

因此，Nb含量为0～0.050％，含有的情况下，为0.050％以下(即，大于0且为0.050％以下)。

Nb含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.010％，进一步优选为0.015％，进一步优选为0.020％，进一步优选为0.025％。Nb含量的优选的上限小于0.050％，进一步优选为0.045％，进一步优选为0.040％，进一步优选为0.035％。

Cr：0.60％以下

铬(Cr)为任选元素，可以不含。即，Cr含量可以是0％。含有的情况下，Cr会提高钢材的淬火性，提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。Cr只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Cr含量大于0.60％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，真空渗碳处理时在机械结构用部件的表层中也容易发生过度渗碳。在这种情况下，晶界处会生成粗大的渗碳体。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度下降。

因此，Cr含量为0～0.60％，含有的情况下，为0.60％以下(即，大于0且为0.60％以下)。Cr含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Cr含量的优选的上限小于0.60％，进一步优选为0.55％，进一步优选为0.50％，进一步优选为0.45％，进一步优选为0.40％。

Ti：0.020％以下

钛(Ti)为任选元素，可以不含。即，Ti含量可以是0％。含有的情况下，Ti与Nb同样地，会形成Ti析出物(TiC、TiN、Ti(CN)等)。Ti析出物会通过钉扎效应，抑制气体渗碳处理中的晶粒粗大化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。Ti只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Ti含量大于0.020％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，Ti析出物也会粗大化。在这种情况下，无法充分抑制气体渗碳处理中的晶粒粗大化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度下降。

因此，Ti含量为0～0.020％，含有的情况下，为0.020％以下(即，大于0且为0.020％以下)。

Ti含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。Ti含量的优选的上限为0.019％，进一步优选为0.017％，进一步优选为0.015％。

Cu：0.50％以下

铜(Cu)为任选元素，可以不含。即，Cu含量可以是0％。含有的情况下，Cu会提高钢材的淬火性，提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。Cu只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Cu含量大于0.50％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材也会变得过硬。在这种情况下，钢材的切削性下降。

因此，Cu含量为0～0.50％，含有的情况下，为0.50％以下(即，大于0且为0.50％以下)。

Cu含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Cu含量的优选的上限为0.45％，进一步优选为0.40％，进一步优选为0.30％，进一步优选为0.25％。

Ni：0.80％以下

镍(Ni)为任选元素，可以不含。即，Ni含量可以是0％。含有的情况下，Ni会提高钢材的淬火性，提高机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度。Ni只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Ni含量大于0.80％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材也会变得过硬。在这种情况下，钢材的切削性下降。

因此，Ni含量为0～0.80％，含有的情况下，为0.80％以下(即，大于0且为0.80％以下)。

Ni含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Ni含量的优选的上限为0.70％，进一步优选为0.60％，进一步优选为0.40％，进一步优选为0.20％。

V：0.30％以下

钒(V)为任选元素，可以不含。即，V含量可以是0％。含有的情况下，V与Nb同样地，会形成V析出物(VC、VN、V(CN)等)。V析出物可通过钉扎效应，抑制气体渗碳处理中的晶粒粗大化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。V只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，V含量大于0.30％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材也会变得过硬。在这种情况下，钢材的切削性下降。

因此，V含量为0～0.30％，含有的情况下，为0.30％以下(即，大于0且为0.30％以下)。

V含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.03％，进一步优选为0.04％。V含量的优选的上限为0.20％，进一步优选为0.15％，进一步优选为0.10％。

Mg：0.0035％以下

镁(Mg)为任选元素，可以不含。即，Mg含量可以是0％。含有的情况下，Mg与Al同样地，使钢脱氧。在这种情况下，粗大的氧化物的生成被抑制。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。Mg只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Mg含量大于0.0035％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会促进钢材中形成粗大的Mg氧化物。在这种情况下，热加工时的极限加工率下降。

因此，Mg含量为0～0.0035％，含有的情况下，为0.0035％以下(即，大于0且为0.0035％以下)。

Mg含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0003％，进一步优选为0.0005％。Mg含量的优选的上限为0.0030％，进一步优选为0.0028％，进一步优选为0.0025％，进一步优选为0.0020％。

Ca：0.0030％以下

钙(Ca)为任选元素，可以不含。即，Ca含量可以是0％。含有的情况下，Ca会使钢材中的硫化物细小化。Ca还会促进钢材中的硫化物的球状化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。Ca只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，Ca含量大于0.0030％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材中也会生成粗大的Ca氧化物。在这种情况下，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度下降。

因此，Ca含量为0～0.0030％，含有的情况下，为0.0030％以下(即，大于0且为0.0030％以下)。

Ca含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0002％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0007％，进一步优选为0.0010％。Ca含量的优选的上限为0.0025％，进一步优选为0.0022％，进一步优选为0.0020％。

稀土元素(REM)：0.0050％以下

稀土元素(REM)为任选元素，可以不含。即，REM含量可以是0％。含有的情况下，REM会固溶于钢材中的硫化物，抑制MnS伸长。其结果，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。REM只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。

但是，REM含量大于0.0050％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会生成粗大的氧化物。在这种情况下，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度下降。

因此，REM含量为0～0.0050％，含有的情况下，为0.0050％以下(即，大于0且为0.0050％以下)。

REM含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0010％，进一步优选为0.0020％。REM含量的优选的上限为0.0045％，进一步优选为0.0040％，进一步优选为0.0035％，进一步优选为0.0030％。

本说明书中的REM是指选自由原子序数为21的钪(Sc)、原子序数为39的钇(Y)和镧系的原子序数为57的镧(La)～原子序数为71的镥(Lu)组成的组中的1种以上元素。本说明书中的REM含量指的是这些元素的总含量。

[关于式(1)]

以各元素含量在本实施方式的范围内为前提，本实施方式的钢材的化学组成还满足式(1)。

Si/Mn≥1.00 (1)

在此，式(1)的各元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。

定义F1＝Si/Mn。Si和Mn会在脱氧的过程中生成MnO-SiO₂。MnO-SiO₂的熔点为1250℃左右。因此，在凝固前的熔液中是液体，但在凝固后的钢坯中变成固体，成为玻璃化的软质夹杂物。

该夹杂物在热加工(热轧)中伸长和断裂，变得细小化。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度提高。为了得到细小的MnO-SiO₂，需要合适地控制Si相对于Mn的比率。该指标为F1。

F1越增大，以本实施方式的钢材为坯料所制造的机械结构用部件的弯曲疲劳强度越提升。并且，F1为1.00以上时，与JIS G 4052(2016)规定的SCM420H相比弯曲疲劳强度提升。因此，F1满足式(1)时，即F1为1.00以上时，以各元素含量在本实施方式的范围内且F2满足式(2)为前提，用本实施方式的钢材制造的机械结构用部件的弯曲疲劳强度充分提高。

F1的优选的下限为1.05，进一步优选为1.07，进一步优选为1.10。F1的上限并不特别限制。但是，考虑到本实施方式的化学组成的各元素含量，F1的优选的上限为2.10，进一步优选为2.00，进一步优选为1.70。

[关于钢材的显微组织]

本实施方式的钢材的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，铁素体的面积分数为50～70％。

铁素体的面积分数小于50％时，在钢材中，珠光体和/或贝氏体的面积分数过高。在这种情况下，钢材的硬度过度提高。其结果，钢材的切削性下降。

另一方面，铁素体的面积分数大于70％时，气体渗碳处理时晶体粒径容易变得不均。因此，气体渗碳处理时热处理变形过多发生。

铁素体的面积分数为50～70％、显微组织中的铁素体以外的余量为珠光体和/或贝氏体的情况下，钢材的切削性充分提高。此外，可以抑制气体渗碳处理时的热处理变形。

本实施方式的钢材中，各横截面观察位置和各纵截面观察位置处的显微组织含有面积分数为50～70％的铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体。

各观察位置处的铁素体的面积分数的优选的下限为52％，进一步优选为55％，进一步优选为57％。各观察位置处的铁素体的面积分数的优选的上限为68％，进一步优选为65％，进一步优选为63％。

[关于钢材横截面上的显微组织不均]

本实施方式的钢材还在钢材的与长度方向垂直的截面即横截面上，充分抑制显微组织不均。以下对这一点进行说明。

图2是本实施方式的钢材的与长度方向垂直的截面即横截面的示意图。参见图2，钢材横截面CS为半径R的圆形。在该横截面CS上，将横截面CS的中心位置C1、以及作为在径向上距横截面CS的中心位置C1为R/2的位置的围绕横截面CS的中心以45°间距配置的8处R/2位置C2～C9定义为9处“横截面观察位置”C1～C9。

横截面观察位置C1～C9处的显微组织满足以下(A)和(B)。

(A)横截面观察位置C1～C9处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

(B)横截面观察位置C1～C9处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下。

以下对(A)和(B)进行详述。

[关于(A)]

如上述(A)所述，本实施方式的钢材中，横截面观察位置C1～C9处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

由于铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，因此各横截面观察位置C1～C9处的显微组织的相分率不均被充分抑制。因此，在气体渗碳处理过程中，能够抑制各横截面观察位置C1～C9处的马氏体相变的发生时机不均。

横截面观察位置C1～C9处的铁素体的面积分数的标准偏差大于4.0％时，各横截面观察位置C1～C9处的相分率不均大。在这种情况下，无法充分抑制气体渗碳处理时的热处理变形。

因此，横截面观察位置C1～C9处的铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

铁素体的面积分数的标准偏差的优选的上限为3.8％，进一步优选为3.5％，进一步优选为3.0％。铁素体的面积分数的标准偏差的下限并不特别限定。铁素体的面积分数的标准偏差的优选的下限为0.1％，进一步优选为0.5％，进一步优选为1.0％，进一步优选为1.5％。

[关于(B)]

将横截面观察位置C1～C9处的铁素体的平均粒径中最大平均粒径相对于最小平均粒径之比称为“铁素体平均粒径比”。横截面上的铁素体平均粒径比用下式定义。

铁素体平均粒径比＝(C1～C9处的铁素体平均粒径的最大值)/(C1～C9处的铁素体平均粒径的最小值)

本实施方式的钢材中，横截面观察位置C1～C9处的铁素体平均粒径比为2.00以下。在这种情况下，各横截面观察位置C1～C9处的铁素体的平均粒径不均被充分抑制。即，各位置处的铁素体颗粒集中。因此，能够充分抑制渗碳处理过程中的马氏体相变发生不均。因此，能够抑制渗碳处理时的钢材的热处理变形。

铁素体平均粒径比大于2.00时，各横截面观察位置C1～C9处的铁素体颗粒参差不齐。在这种情况下，无法充分抑制气体渗碳处理时的钢材的热处理变形。因此，铁素体平均粒径比为2.00以下。

铁素体平均粒径比的优选的上限为1.95，进一步优选为1.90，进一步优选为1.80。铁素体平均粒径比的下限并不特别限定。铁素体平均粒径比的优选的下限为1.10，进一步优选为1.20，进一步优选为1.30，进一步优选为1.40。

[关于钢材纵截面上的显微组织不均]

本实施方式的钢材不仅是在上述横截面，在钢材的与长度方向平行且包含钢材中心轴的截面即纵截面上，显微组织不均也被充分抑制。由于本实施方式的钢材不仅是横截面，纵截面的显微组织不均也被充分抑制，因此能够充分抑制三维发生的热处理变形。以下对纵截面上的显微组织不均抑制进行说明。

图3是本实施方式的钢材的与长度方向平行的包含中心轴的截面即纵截面的示意图。参见图3，在钢材纵截面LS上，将在钢材的中心轴CL1上以R/2间距配置的3处中心轴位置L1～L3、以及在径向上距各中心轴位置为R/2的位置配置的6处R/2位置L4～L9定义为9处“纵截面观察位置”L1～L9。

上述总计9处纵截面观察位置L1～L9处的显微组织满足以下(C)和(D)。

(C)纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

(D)纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比(铁素体平均粒径比)为2.00以下。

以下对(C)和(D)进行详述。

[关于(C)]

如上述(C)所述，本实施方式的钢材中，纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

由于铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，因此各纵截面观察位置L1～L9处的显微组织的相分率不均被充分抑制。因此，在气体渗碳处理过程中，能够抑制各纵截面观察位置L1～L9处的马氏体相变的发生时机不均。

纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的标准偏差大于4.0％时，各纵截面观察位置L1～L9处的相分率不均大。在这种情况下，无法充分抑制气体渗碳处理时的热处理变形。

因此，纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

铁素体的面积分数的标准偏差的优选的上限为3.8％，进一步优选为3.5％，进一步优选为3.0％。铁素体的面积分数的标准偏差的下限并不特别限定。铁素体的面积分数的标准偏差的优选的下限为0.1％，进一步优选为0.5％，进一步优选为1.0％，进一步优选为1.5％。

[关于(D)]

将纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的平均粒径中最大平均粒径相对于最小平均粒径之比称为“铁素体平均粒径比”。纵截面上的铁素体平均粒径比用下式定义。

铁素体平均粒径比＝(L1～L9处的铁素体平均粒径的最大值)/(L1～L9处的铁素体平均粒径的最小值)

本实施方式的钢材中，纵截面观察位置L1～L9处的铁素体平均粒径比为2.00以下。在这种情况下，各纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的平均粒径的不均被充分抑制。即，各位置的铁素体颗粒集中。因此，能够充分抑制渗碳处理过程中的马氏体相变发生不均。因此，能够抑制渗碳处理时的钢材的热处理变形。

铁素体平均粒径比大于2.00时，各纵截面观察位置L1～L9处的铁素体颗粒参差不齐。在这种情况下，无法充分抑制气体渗碳处理时的钢材的热处理变形。因此，9处纵截面观察位置L1～L9处的铁素体平均粒径比为2.00以下。

铁素体平均粒径比的优选的上限为1.95，进一步优选为1.90，进一步优选为1.80。铁素体平均粒径比的下限并不特别限定。铁素体平均粒径比的优选的下限为1.10，进一步优选为1.20，进一步优选为1.30，进一步优选为1.40。

[各观察位置处的显微组织的观察方法、铁素体的面积分数和铁素体平均粒径比的测定方法]

本实施方式的钢材的横截面观察位置C1～C9和纵截面观察位置L1～L9处的显微组织的观察方法、铁素体的面积分数和铁素体平均粒径比的测定方法如下。

[横截面CS的显微组织的观察方法]

横截面CS的显微组织的观察方法如下。从钢材采集包含各横截面观察位置C1～C9的样品。将样品表面中相当于横截面CS的表面作为观察面。在观察面上，将包含横截面观察位置的观察视野设为0.5mm×1.0mm。

对样品的观察面进行研磨后，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)蚀刻观察面。用100倍的光学显微镜观察蚀刻后的观察面的观察视野(0.5mm×1.0mm)。

观察视野中，铁素体、珠光体和贝氏体等各相的对比度各不相同。具体而言，观察视野中，可观察到铁素体发白，贝氏体和珠光体与铁素体相比发黑。因此，铁素体可以容易地与其它相(珠光体和贝氏体)区分开。根据对比度确定铁素体。

[关于(A)]

求出各观察视野(各横截面观察位置)中的铁素体的面积(μm²)。用铁素体的面积和观察视野的面积，求出各观察视野(各横截面观察位置)中的铁素体的面积分数(％)。

[铁素体面积分数的算术平均值的获取方法]

将9个观察视野(横截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)的算术平均值定义为9处横截面观察位置C1～C9处的铁素体面积分数的算术平均值(％)。

[铁素体面积分数的标准偏差的获取方法]

由9个观察视野(横截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)，计算出9处横截面观察位置C1～C9处的铁素体面积分数的标准偏差(％)。此处所述标准偏差为样本标准偏差。

[关于(B)]

测定上述各观察视野(各横截面观察位置C1～C9)所观察到的各铁素体颗粒的面积(μm²)。求出各铁素体颗粒面积的算术平均值。将所得到的面积的算术平均值的圆当量直径定义为各横截面观察位置C1～C9处的铁素体的平均粒径(μm)。在此，圆当量直径是指与铁素体颗粒的面积的算术平均值相同面积的圆的直径(μm)。

求出9处横截面观察位置C1～C9的铁素体的平均粒径。并且，在这些铁素体的平均粒径中，确定铁素体的最大平均粒径(μm)和最小平均粒径(μm)。求出所确定的最大平均粒径相对于最小平均粒径之比(铁素体平均粒径比)。

[纵截面LS的显微组织的观察方法]

纵截面LS的显微组织的观察方法如下。从钢材采集包含各纵截面观察位置L1～L9的样品。将样品表面中相当于纵截面LS的表面作为观察面。在观察面上，将包含纵截面观察位置的观察视野设为0.5mm×1.0mm。更具体而言，观察视野的0.5mm长度为钢材的径向，1.0mm为钢材的长度方向。

对样品的观察面进行研磨后，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)蚀刻观察面。用100倍的光学显微镜观察蚀刻后的观察面的观察视野(0.5mm×1.0mm)。以与横截面CS的显微组织观察相同的方法，确定观察视野中的各相。

[关于(C)]

在用上述方法确定的相中，求出各观察视野(各纵截面观察位置)中的铁素体的面积(μm²)。用铁素体的面积和观察视野的面积，求出各观察视野(各纵截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)。

[铁素体的面积分数的算术平均值的获取方法]

将9个观察视野(纵截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)的算术平均值定义为9处纵截面观察位置L1～L9处的铁素体面积分数的算术平均值(％)。

[铁素体的面积分数的标准偏差的获取方法]

由9个观察视野(纵截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)，计算出9处纵截面观察位置L1～L9处的铁素体面积分数的标准偏差(％)。

[关于(D)]

测定上述各观察视野(各纵截面观察位置L1～L9)所观察到的各铁素体颗粒的面积(μm²)。求出各铁素体颗粒面积的算术平均值。将所得到的面积的算术平均值的圆当量直径定义为各纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的平均粒径(μm)。

求出9处纵截面观察位置L1～L9的铁素体的平均粒径。并且，在这些铁素体的平均粒径中，确定铁素体的最大平均粒径(μm)和最小平均粒径(μm)。求出所确定的最大平均粒径相对于最小平均粒径之比(铁素体平均粒径比)。

[关于式(2)]

本实施方式的钢材的化学组成还满足下式(2)。

1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)＜0.800 (2)

在此，式(2)中的各元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。不含对应的元素时，该元素符号代入“0”。

本实施方式的钢材中，不仅是横截面CS，纵截面LS的显微组织也是均匀的。但是，即便通过使横截面CS中的横截面观察位置C1～C9的显微组织满足(A)和(B)、且纵截面LS中的纵截面观察位置L1～L9的显微组织满足(C)和(D)使得显微组织均匀，如上所述，在真空渗碳处理的淬火过程中，也必然产生马氏体相变部分与马氏体未相变部分混合存在的微小时间带。该微小时间带中马氏体未相变部分的热处理应变量多时，会发生热处理变形。为此，本实施方式的钢材还满足式(2)。

定义F2＝1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)。F2是关于对钢材进行气体渗碳处理时的钢材的热处理变形量的指标。在上述化学组成的元素中，F2中所含的C、Si、Mn、Cr和Mo尤其会在淬火时马氏体相变部分和马氏体未相变部分混合存在的微小时间带中，提高马氏体未相变部分的强度。

参见图1，随着F2下降，最大变形量比下降，热处理变形量下降。并且，F2小于0.800时，最大变形量比显著下降。即，相对于F2的最大变形量比在F2＝0.800附近具有拐点。

因此，以各元素含量在本实施方式的范围内为前提，F2还满足式(2)时，即F2小于0.800时，能够充分抑制气体渗碳处理过程中钢材的热处理变形。

F2的优选的上限为0.799，进一步优选为0.797，进一步优选为0.795。F2的下限并不特别限制。但是，考虑到本实施方式的化学组成的各元素含量的上限，F2的优选的下限为0.765，进一步优选为0.770，进一步优选为0.775。F2的数值为四舍五入至小数点后第4位而得到的值。

具有以上构成的本实施方式的钢材，其化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内，且F1和F2满足式(1)和式(2)，横截面观察位置C1～C9和纵截面观察位置L1～L9处的显微组织在本实施方式的范围内。因此，对本实施方式的钢材实施热加工后的切削性优异。此外，对本实施方式的钢材实施了真空渗碳处理的情况下，机械结构用部件具有优异的弯曲疲劳强度和面疲劳强度，能够充分抑制热处理变形。

[关于钢材的显微组织]

本实施方式的钢材是所谓的轧制状态材料(as-rolled material)。因此，本实施方式的钢材在纵截面观察位置L1～L9的上述观察视野中，可观察到所谓的带状组织。在此，带状组织指的是公知的显微组织，是如图4所示，沿钢材的长度方向延伸的铁素体(铁素体带)F和沿钢材的长度方向延伸的非铁素体(非铁素体带)NF在径向上交替层叠的组织。非铁素体为珠光体和/或贝氏体。

[钢材的用途]

本实施方式的钢材如上所述，适合作为机械结构用部件的坯料。本实施方式的钢材尤其适合汽车用途、建设机械、产业机械等的齿轮或转轴等用途。

[钢材的制造方法]

对本实施方式的钢材的制造方法的一个例子进行说明。以下说明的钢材的制造方法是用于制造本实施方式的钢材的一个例子。因此，具有上述构成的钢材也可以通过以下说明的制造方法以外的其它制造方法来制造。但是，以下说明的制造方法是本实施方式的钢材的制造方法的一个优选例子。

本实施方式的钢材的制造方法的一个例子包括以下工序。

(工序1)准备坯料的工序(坯料准备工序)

(工序2)对坯料进行热加工而制造钢材的工序(热加工工序)

以下对各工序进行说明。

[(工序1)坯料准备工序]

坯料准备工序中，准备本实施方式的钢材的坯料。具体而言，制造化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内、且F1满足式(1)、F2满足式(2)的钢水。精炼方法并不特别限定，使用公知的方法即可。例如，对用公知的方法制造的铁水实施转炉精炼(初级精炼)。对从转炉出钢的钢水实施公知的次级精炼。次级精炼中，调整钢水中合金元素的含量，制造具有各元素含量在本实施方式的范围内、且F1满足式(1)、F2满足式(2)的化学组成的钢水。

使用通过上述精炼方法制造的钢水，用公知的铸造法制造坯料。例如，可以通过铸锭法用钢水制造铸锭。另外，也可以通过连铸法用钢水制造大方坯或小方坯。通过以上方法，制造坯料(铸锭、大方坯或小方坯)。使用连铸法的情况下，可以对正在凝固的铸坯施加压下。

[(工序2)热加工工序]

热加工工序中，对坯料准备工序中准备的坯料(铸锭，大方坯或小方坯)实施热加工，制造本实施方式的钢材。钢材的形状并不特别限定，可以是例如钢棒或线材。在以下说明中，作为一个例子，对钢材是钢棒的情况进行说明。但是，即使钢材是钢棒以外的其它形状，也可以通过同样的热加工工序进行制造。

热加工工序包括以下工序。

(工序21)初轧工序

加热温度：1250～1300℃

保持时间：10小时以上

(工序22)精轧工序

加热温度：1150～1200℃

保持时间：1.5～3.0小时

最终温度：950～1000℃

(工序23)温度保持工序

900～800℃下的平均冷却速度：0.05℃/秒以下

(工序24)冷却工序

800～300℃下的平均冷却速度：0.10～1.00℃/秒

以下对各工序进行说明。

[(工序21)初轧工序]

初轧工序中，对坯料进行热轧，制造小方坯。具体而言，初轧工序中，用初轧机对坯料实施热轧(初轧)，制造小方坯。在初轧机的下游配置有连轧机的情况下，还可以用连轧机对初轧后的小方坯实施热轧，制造更小尺寸的小方坯。连轧机中，具有一对水平辊的水平轧机与具有一对垂直辊的垂直轧机交替排列成一列。综上，初轧工序中，用初轧机、或用初轧机和连轧机将坯料制成小方坯。

初轧工序中的条件如下。

加热温度：1250～1300℃

保持时间：10小时以上

初轧工序中的加热炉中的加热温度为1250～1300℃。加热温度(1250～1300℃)下的保持时间为10小时以上。初轧工序中的加热炉中的加热温度为1250～1300℃、且加热温度(1250～1300℃)下的保持时间为10小时以上时，在满足其它制造条件的前提下，能够充分缓和坯料准备工序中产生的坯料中的凝固偏析。因此，各横截面观察位置C1～C9和各纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。加热温度下的保持时间的上限并不特别限定。但是，考虑到生产成本，加热温度下的保持时间的优选的上限为30小时。

需要说明的是，经初轧工序制造的小方坯在精轧工序前自然冷却(空气冷却)至常温。

需要说明的是，初轧工序中的截面收缩率为30％以上。在此，截面收缩率(％)用下式定义。

截面收缩率(％)＝(1-初轧后的钢材的横截面(与长度方向垂直的截面)的面积/初轧前的坯料的横截面(与长度方向垂直的截面)的面积)×100

初轧工序中的截面收缩率为30％以上时，在满足其它制造条件的前提下，各横截面观察位置C1～C9和各纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下。

[(工序22)精轧工序]

精轧工序中，首先将冷却至常温的小方坯用加热炉进行加热。用连轧机对加热后的小方坯实施热轧，制造作为钢材的钢棒。

精轧工序中的条件如下。

加热温度：1150～1200℃

保持时间：1.5～3.0小时

最终温度：950～1000℃

[加热温度和保持时间]

精轧工序中的加热炉中的加热温度为1150～1200℃。加热温度(1150～1200℃)下的保持时间为1.5～3.0小时。精轧工序中的加热炉的加热温度为1150～1200℃、加热温度(1150～1200℃)下的保持时间为1.5～3.0小时时，在满足其它制造条件的前提下，能够充分抑制钢材(钢棒)内的温度不均。因此，横截面观察位置C1～C9和纵截面观察位置L1～L9处的铁素体平均粒径比为2.00以下。

[最终温度]

精轧工序中，用具备排列成一列的多个轧机的连轧机实施热轧(精轧)。在用连轧机进行的热轧中，将最后对钢材进行压下的轧机的出口侧的钢材温度定义为最终温度(℃)。需要说明的是，钢材温度指的是钢材的表面温度。

最终温度为950～1000℃。最终温度为950～1000℃时，在满足其它制造条件的前提下，钢材(钢棒)中的奥氏体粒径不均被充分抑制。因此，经后述的温度保持工序和冷却工序从奥氏体相变为铁素体时，铁素体的平均粒径的不均被充分抑制。因此，横截面观察位置C1～C9和纵截面观察位置L1～L9处的铁素体平均粒径比为2.00以下。

[(工序23)温度保持工序]

温度保持工序中，在精轧工序之后且冷却工序之前，保持钢材的温度。温度保持工序中的条件如下。

在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度：0.05℃/秒以下

精轧工序后，将在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度抑制在0.05℃/秒以下。例如，精轧工序后，对钢材温度为900～800℃的钢材，使用缓冷罩、保温罩或温度保持炉将平均冷却速度控制在0.05℃/秒以下。

在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度为0.05℃/秒以下时，在满足其它制造条件的前提下，可以抑制钢材的轴向(长度方向)的温度不均。因此，可以抑制钢材的轴向的铁素体相变时机的不均。因此，尤其可以抑制钢材的轴向(纵截面)上的铁素体颗粒的生长不均。具体而言，以下机制发挥作用。

精轧工序后的钢材中，随着钢材温度下降，奥氏体逐渐相变为铁素体。在钢材温度为900～800℃的范围，如果在钢材的轴向上存在温度不均，则精轧工序后，较早阶段中生成的铁素体与较晚阶段中生成的铁素体混合存在。在这种情况下，早期阶段生成的铁素体颗粒与晚期阶段发生相变的铁素体颗粒相比，容易变得粗大。其结果，尤其在钢材的轴向(纵截面)上铁素体颗粒的不均变大。

如果在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度快，则钢材的轴向(纵截面)上的温度不均变大。因此，纵截面观察位置L1～L9处的铁素体平均粒径比变大。

为此，本实施方式中，将在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度控制在0.05℃/秒以下。在这种情况下，能够抑制钢材的轴向(纵截面)上的温度不均。因此，钢材的纵截面上铁素体的生成(相变)时机的偏差被抑制。其结果，在满足其它制造条件的前提下，能够使纵截面观察位置L1～L9处的铁素体平均粒径比为2.00以下。

[(工序24)冷却工序]

冷却工序中，对温度保持工序后的钢材温度进行冷却。冷却工序中的条件如下。

在钢材温度为800～300℃下的平均冷却速度：0.10～1.00℃/秒

对于钢材温度为800～300℃的钢材，以0.10～1.00℃/秒的平均冷却速度进行冷却。将在钢材温度为800～300℃下的平均冷却速度设为0.10～1.00℃/秒时，在满足其它制造条件的前提下，横截面观察位置C1～C9和纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％。

通过以上制造工序，可以制造具有上述构成的本实施方式的钢材。需要说明的是，如上所述，本实施方式的钢材是轧制状态材料。

本实施方式的钢材适合作为实施真空渗碳处理制造的机械结构用部件的坯料。其中，本实施方式的钢材可以实施真空渗碳处理以外的其它表面硬化热处理，制成机械结构用部件。其它表面硬化热处理是指例如淬火和回火、高频淬火回火、渗氮处理(渗氮淬火和回火)等。

[关于机械结构用部件]

机械结构用部件可用于例如汽车和施工车辆等。机械结构用部件为例如用于转向机构的齿轮或转轴等。

以本实施方式的钢材为坯料的机械结构用部件用公知的制造方法制造。例如，通过以下方法制造机械结构用部件。

机械结构用部件的制造方法的一个例子包括以下工序。

·热加工工序

·切削加工工序

·热处理工序

以下，对各工序进行说明。

[热加工工序]

热加工工序中，对本实施方式的钢材实施热加工。热加工为例如公知的热锻。热加工工序中的加热温度为例如1000～1300℃。热加工后的钢材自然冷却(空气冷却)。根据需要，可以对自然冷却后的钢材实施退火处理。

[切削加工工序]

对热加工工序后的钢材实施切削加工工序，制造规定形状的中间品。在该切削加工工序过程中，要求钢材有高切削性。在切削加工工序中，实施公知的切削加工。通过切削加工，可以制造仅凭热加工工序难以制造的精密形状的机械结构用部件。

[热处理工序]

对切削加工后的中间品实施热处理。在此，“热处理”包括公知的真空渗碳处理和公知的回火工序。需要说明的是，如上所述，真空渗碳处理也包括真空渗碳氮化处理。

真空渗碳处理工序包括真空渗碳工序和淬火工序。真空渗碳处理中，通过适当调整公知的条件可以适当调整机械结构用部件的表面硬度、芯部硬度、表面碳浓度是本领域技术人员公知的技术事项。

以下，作为热处理工序的一个例子，对公知的真空渗碳处理进行说明。需要说明的是，本领域技术人员知晓公知的真空渗碳氮化处理也可以通过与真空渗碳处理同样的工序来实施。

[真空渗碳淬火处理]

真空渗碳淬火处理包括真空渗碳工序和淬火工序。以下对真空渗碳工序、淬火工序进行说明。

[真空渗碳工序]

图5是示出真空渗碳工序S10和淬火工序S20中加热模式的一个例子的图。图5的纵轴为真空渗碳处理时的处理温度(℃)，横轴为时间(分钟)。参见图5，真空渗碳工序S10包括加热工序S0、均热工序S1、渗碳工序S2和扩散工序S3。

加热工序S0中，将放入炉内的中间品加热至渗碳温度Tc。此时，炉内的压力为10Pa以下。加热工序S0中的渗碳温度Tc为例如900～1100℃。

均热工序S1中，在渗碳温度Tc下将中间品保持规定时间(保持时间t1)，实施均热处理。均热工序S1中的渗碳温度Tc下的保持时间t1为例如5～120分钟。均热工序S1中的炉内的压力可以是10Pa以下，或者也可以同时进行氮气导入和用真空泵真空排气而达到1000Pa以下的氮气气氛。

渗碳工序S2中，在渗碳温度Tc下将中间品保持规定时间(保持时间t2)。渗碳工序S2中的渗碳温度Tc下的保持时间t2适当调整即可。渗碳温度Tc下的保持时间t2为例如20～60分钟。

渗碳工序S2中的渗碳气体使用公知的渗碳气体。渗碳气体为例如乙炔、丙烷或乙烯等烃气体。

渗碳工序S2中的渗碳气体压力根据渗碳气体的种类设为规定的气压。作为渗碳气体使用乙炔的情况下，渗碳气体压力为例如10～1000Pa。渗碳气体为丙烷的情况下，渗碳气体压力为例如200～3000Pa。

扩散工序S3中，在上述渗碳温度Tc下将中间品保持规定时间(保持时间t3)。在此，扩散工序S3中的渗碳温度Tc下的保持时间t3可适当调整。渗碳温度Tc下的保持时间t3为例如40～90分钟。

由于要排除渗碳工序中的残留气体，扩散工序S3中的炉内压力可以是100Pa以下。或者也可以同时进行氮气导入和用真空泵真空排气而达到1000Pa以下的氮气气氛。

[淬火工序]

对真空渗碳工序S10后的中间品实施淬火工序S20。真空渗碳工序S10后，淬火工序S20中达到淬火温度Ts的冷却方法使用公知的冷却方法即可。上述冷却方法可以是例如真空条件下的空气冷却，也可以是气体冷却或其它方法。实施真空条件下冷却的情况下，例如，可以在100Pa以下的压力下自然冷却。实施气体冷却的情况下，作为冷却气体可以使用氮气和/或氦气等非活性气体。

淬火工序S20包括均热工序S4。均热工序S4在淬火温度下保持真空渗碳工序S10后的中间品。淬火工序S20中，在均热工序S4之后，对中间品进行骤冷来淬火。淬火温度Ts并不特别限定，例如为800～880℃。淬火温度Ts下的保持时间t4并不特别限定，例如为10～80分钟。淬火温度Ts下的保持过程的气氛并不特别限定，例如为氮气气氛。炉内的压力可以是大气压以下，也可以是例如400hPa以下。淬火处理中的冷却方法为油冷或水冷。具体而言，将保持在淬火温度的中间品浸渍在加入了作为冷却介质的油或水的冷却浴中进行骤冷。作为冷却介质的油或水的温度为例如60～200℃。另外，根据需要，可以实施深冷处理。

[回火工序]

对淬火工序后的中间品实施公知的回火工序。回火温度为例如100～200℃。回火温度下的保持时间为例如90～150分钟。

[其它工序]

根据需要，可以对上述回火工序后的中间品进一步实施磨削加工，或实施喷丸处理。实施磨削加工的情况下，施加切削加工对钢材赋予形状。通过进行切削加工，可以对钢材赋予更精密的形状。另外，实施喷丸处理的情况下，真空渗碳处理后的中间品的表层部分会导入压缩残余应力。压缩残余应力会抑制疲劳龟裂的发生和发展。因此，机械结构用部件的弯曲疲劳强度和面疲劳强度提升。喷丸处理用公知的方法实施即可。喷丸处理使用例如直径为0.7mm以下的喷粒，期望在弧高为0.4mm以上的条件下进行。

实施例1

准备具有如表1所示的化学组成的钢材。需要说明的是，钢种编号A相当于JIS G4052(2016)规定的SCM420H。

[表1]

表1

表1中的“-”表示对应的元素含量在实施方式所规定的有效数字(至最小位的数值)中为0％。换言之，其表示对应的元素含量在将上述实施方式所规定的有效数字(至最小位的数值)中的尾数四舍五入后为0％。

例如，本实施方式中规定的Mo含量是以精确至小数点后第二位的数值规定的。因此，表1中的钢种编号C就表示其测定的Mo含量以小数点后第三位进行四舍五入后，其值为0％。

另外，本实施方式中规定的Nb含量是以精确至小数点后第三位的数值规定的。因此，表1中的钢种编号A就表示其测定的Nb含量以小数点后第四位进行四舍五入后，其值为0％。

需要说明的是，四舍五入是指当规定的最小位后的位数(尾数)小于5时舍去，5以上时进位。

通过以下方法制造钢材。用钢水进行连续铸造，制造作为坯料的铸坯(大方坯)。对作为坯料的大方坯，以表2所示条件实施热加工工序。

[表2]

表2

“初轧工序”和“精轧工序”一栏的“加热温度(℃)”一栏中所述的温度为加热温度(℃)。“初轧工序”和“精轧工序”一栏的“保持时间(小时)”一栏中所述的时间为加热温度下的保持时间(小时)。“精轧工序”一栏的“最终温度(℃)”一栏的温度为精轧工序中的连轧机中，最后压下的轧机的出口侧的钢材温度(钢材的表面温度)(℃)。“温度保持工序”一栏的“冷却速度(℃/秒)”一栏中所述的速度为在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度(℃/秒)。“冷却工序”一栏的“冷却速度(℃/秒)”一栏中所述的速度为在钢材温度为800～300℃下的平均冷却速度(℃/秒)。

热加工工序的初轧工序中，以表2所示的加热温度和保持时间对所制造的大方坯进行加热。然后，用初轧机对大方坯进行初轧，制造小方坯。所制造的小方坯水冷至常温(25℃)。小方坯的与长度方向垂直的截面为162mm×162mm的矩形。初轧工序中的加热温度和保持时间如表2所示。需要说明的是，初轧工序中的截面收缩率在所有制造条件中均为30％以上。

对初轧工序后的小方坯，以表2所示的条件实施精轧工序，制造直径50mm的钢材(钢棒)。具体而言，以表2的精轧工序一栏所示的加热温度(℃)和保持时间(小时)对小方坯进行加热。对加热后的小方坯实施精轧，制造钢棒。此时最终温度(℃)如表2所示。

对精轧工序后的钢材(钢棒)实施温度保持工序。制造条件a～i为：对于钢材温度900～800℃的钢材，通过使用缓冷罩来调整平均冷却速度为0.05℃/秒以下。另一方面，制造条件j为：对于钢材温度为900～800℃的钢材，不使用缓冷罩，自然冷却。因此，在钢材温度为900～800℃下的平均冷却速度大于0.05℃/秒。

温度保持工序后，实施冷却工序。具体而言，各制造条件中，在钢材温度为800～300℃下的平均冷却速度(℃/秒)如表2的冷却工序一栏所示。

钢材温度为300℃以下的钢材自然冷却(空气冷却)至常温。通过以上制造工序，制造如表3所示的试验编号1～22的钢材(钢棒)。需要说明的是，试验编号1为使用作为基准钢的SCM420H的实施例，具有SCM420H的化学组成的钢材采用制造条件a，制造条件a是常规使用的制造方法之一。

[表3]

表3

[评价试验]

对于通过以上制造工序制造的各试验编号的钢材(钢棒)，求出以下事项。

(A1)横截面的显微组织观察

(A11)横截面的铁素体的面积分数的算术平均值

(A12)横截面的铁素体的面积分数的标准偏差

(A13)横截面的铁素体平均粒径比

(B1)纵截面的显微组织观察

(B11)纵截面的铁素体的面积分数的算术平均值

(B12)纵截面的铁素体的面积分数的标准偏差

(B13)纵截面的铁素体平均粒径比

此外，对各试验编号的钢材实施以下评价试验。

(C1)切削性评价试验

(C2)弯曲疲劳强度评价试验

(C3)面疲劳强度评价试验

(C4)热处理变形量评价试验

以下进行详细说明。

[(A1)横截面的显微组织观察]

从各试验编号的钢材采集包含各横截面观察位置C1～C9的9个样品。将各样品的表面中相当于横截面CS的表面作为观察面。在观察面上，将包含横截面观察位置的观察视野设为0.5mm×1.0mm。

对样品的观察面进行研磨后，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)蚀刻观察面。用100倍的光学显微镜观察蚀刻后的观察面的观察视野(0.5mm×1.0mm)。观察视野中，通过对比度来确定相。

观察到的相如表3的“横截面”一栏的“相”一栏所示。在表3的“横截面”一栏的“相”一栏中，全部横截面观察位置处的显微组织含有铁素体、余量为珠光体和/或贝氏体时，记为“○”。所有试验编号中，横截面的显微组织均含有铁素体，余量均为珠光体和/或贝氏体。

[(A11)横截面的铁素体的面积分数的算术平均值]

求出各观察视野(各横截面观察位置)中的铁素体的面积(μm²)。用铁素体的面积和观察视野的面积，求出各观察视野(各横截面观察位置)中的铁素体的面积分数(％)。

将9个观察视野(横截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)的算术平均值定义为9处横截面观察位置C1～C9处的铁素体面积分数的算术平均值(％)。所得到的铁素体面积分数的算术平均值如表3的“横截面”一栏的“铁素体面积分数(％)”一栏所示。

[(A12)横截面的铁素体的面积分数的标准偏差]

由9个观察视野(横截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)，计算出9处横截面观察位置C1～C9处的铁素体面积分数的标准偏差(％)。所得到的标准偏差如表3的“横截面”一栏的“铁素体面积分数的标准偏差(％)”一栏所示。

[(A13)横截面的铁素体平均粒径比]

此外，测定上述各观察视野(各横截面观察位置C1～C9)所观察到的各铁素体颗粒的面积(μm²)。在各横截面观察位置C1～C9中求出各铁素体颗粒的面积的算术平均值。将所得到的面积的算术平均值的圆当量直径定义为各横截面观察位置C1～C9处的铁素体的平均粒径(μm)。

求出9处横截面观察位置C1～C9的铁素体的平均粒径。并且，在这些铁素体的平均粒径中，确定铁素体的最大平均粒径(μm)和最小平均粒径(μm)。求出所确定的最大平均粒径相对于最小平均粒径之比(铁素体平均粒径比)。所得到的铁素体平均粒径比如表3的“横截面”一栏的“铁素体粒径比”一栏所示。

[(B1)纵截面的显微组织的观察]

从各试验编号的钢材采集包含各纵截面观察位置L1～L9的9个样品。将各样品的表面中相当于纵截面LS的表面作为观察面。在观察面上，将包含纵截面观察位置的观察视野设为0.5mm×1.0mm。

对样品的观察面进行研磨后，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)蚀刻观察面。用100倍的光学显微镜观察蚀刻后的观察面的观察视野(0.5mm×1.0mm)。观察视野中，通过对比度来确定相。

观察到的相如表3的“纵截面”一栏的“相”一栏所示。表3的“纵截面”一栏的“相”一栏中，全部纵截面观察位置处的显微组织含有铁素体、余量为珠光体和/或贝氏体时，记为“○”。所有试验编号中，纵截面的显微组织均含有铁素体，余量均为珠光体和/或贝氏体。

[(B11)纵截面的铁素体的面积分数的算术平均值]

求出各观察视野(各纵截面观察位置)中的铁素体的面积(μm²)。用铁素体的面积和观察视野的面积，求出各观察视野(各纵截面观察位置)中的铁素体的面积分数(％)。

将9个观察视野(纵截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)的算术平均值定义为9处纵截面观察位置L1～L9处的铁素体面积分数的算术平均值(％)。所得到的铁素体面积分数的算术平均值如表3的“纵截面”一栏的“铁素体面积分数(％)”一栏所示。

[(B12)纵截面的铁素体的面积分数的标准偏差]

由9个观察视野(纵截面观察位置)中的铁素体面积分数(％)，计算出9处纵截面观察位置L1～L9处的铁素体面积分数的标准偏差(％)。得到的标准偏差如表3的“纵截面”一栏的“铁素体面积分数的标准偏差(％)”一栏所示。

[(B13)纵截面的铁素体平均粒径比]

此外，测定上述各观察视野(各纵截面观察位置L1～L9)所观察到的各铁素体颗粒的面积(μm²)。在各纵截面观察位置L1～L9中求出各铁素体颗粒的面积的算术平均值。将所得到的面积的算术平均值的圆当量直径定义为各纵截面观察位置L1～L9处的铁素体的平均粒径(μm)。

求出9处纵截面观察位置L1～L9的铁素体的平均粒径。并且，在这些铁素体的平均粒径中，确定铁素体的最大平均粒径(μm)和最小平均粒径(μm)。求出所确定的最大平均粒径相对于最小平均粒径之比(铁素体平均粒径比)。所得到的铁素体平均粒径比如表3的“纵截面”一栏的“铁素体粒径比”一栏所示。

[评价试验]

[(C1)切削性评价试验]

按以下方法实施切削性评价试验。对直径50mm的钢棒实施模拟热锻的热处理和恒温退火处理。具体而言，以1200℃加热钢棒，在1200℃下保持30分钟。然后，将钢棒自然冷却至室温。接着，以950℃加热，在950℃下保持1小时。接着，在650℃下保持2小时后，自然冷却至室温。对自然冷却后的钢棒实施机械加工(切削加工)，制作直径45mm、长度400mm的切削性评价用的试验片。

对各试验编号的试验片实施外周车削加工，评价工具寿命。具体而言，对各试验编号的试验片按以下条件实施外周车削加工。所使用的切削工具为相当于JIS B 4053(2013)规定的P20的无涂层超硬合金。切削速度为250m/分钟，进给速度为0.35mm/rev，切削深度为1.0mm。车削时使用水溶性切削油。

以上述切削条件实施20分钟外周车削加工。然后，测定切削工具的后刀面磨损量(mm)。

所得到的后刀面磨损量(mm)如表3的“磨损量(mm)”一栏所示。后刀面磨损量(mm)小于0.25mm时，判断为钢材的切削性高。所得到的后刀面磨损量(mm)为0.25mm以上时，判断为钢材的切削性低。

[(C2)弯曲疲劳强度评价试验]

由各试验编号的钢材(直径50mm的钢棒)加工出图6所示的用于弯曲疲劳强度评价的小野式旋转弯曲试验片的中间品。图6中的数值表示尺寸(单位为mm)。图6中的“φ”表示直径。“R1”表示缺口底部的曲率半径为1mm。

具体而言，以加热温度1200℃、保持时间30分钟的条件对各试验编号的钢材(直径50mm的钢棒)进行加热。然后，以最终温度为950℃以上的方式进行热加工(热锻)，制造直径35mm的钢棒。对直径35mm的钢棒进行机械加工(切削加工)，加工成小野式旋转弯曲试验片的中间品。缺口底部处的中间品的横截面的直径为8mm。对中间品实施渗碳处理(气体渗碳淬火和回火或者真空渗碳淬火和回火)，制作如图6所示的小野式旋转弯曲试验片。

对试验编号1的试验片实施气体渗碳处理和回火，该气体渗碳处理和回火是具有SCM420H的化学组成的钢常规采用的渗碳处理方法之一。

另一方面，对试验编号2～22的试验片实施真空渗碳淬火和回火。所实施的气体渗碳处理和真空渗碳处理的条件如下。

[气体渗碳处理和回火：试验编号1]

图7是示出气体渗碳处理(气体渗碳工序和淬火工序)的加热模式的一个例子的图。对试验编号1的试验片以图7所示的条件实施气体渗碳处理和回火。气体渗碳处理中，实施气体渗碳工序S30和淬火工序S20。

具体而言，气体渗碳工序S30中，对试验片实施加热工序S0、渗碳工序S2和扩散工序S3。加热工序S0中，将试验编号1的圆棒加热至渗碳温度Tc：950℃。渗碳工序S2中，在碳势Cp2为0.80％的气氛中，设定渗碳温度Tc：950℃，保持时间t2：240分钟。

扩散工序S3中，在碳势Cp3为0.80％的气氛中，设定渗碳温度Tc：950℃，保持时间t3：60分钟。

扩散工序S3后，实施淬火工序S20。淬火工序S20中，实施均热工序S4。炉冷至850℃后，均热工序S4中，设定为淬火温度Ts：850℃，保持时间t4：30分钟。然后，用130℃的油实施淬火。

淬火后，对试验片实施回火。回火温度为180℃，回火温度下的保持时间为120分钟。经过保持时间后，进行空气冷却。

通过以上气体渗碳方法，将钢材(圆棒)的表面的C浓度调整为0.80质量％。

[真空渗碳淬火和回火]

对试验编号2～22的试验片实施图5所示的真空渗碳处理和回火。具体而言，将炉内的压力保持在10Pa以下。加热工序S0中，将各试验编号的圆棒加热至渗碳温度Tc：950℃。加热工序S0后，实施均热工序S1。均热工序S1中，将钢材(圆棒)保持在渗碳温度Tc：950℃下，保持时间t1：60分钟。

均热工序S1后，实施渗碳工序S2。渗碳工序S2中，向真空渗碳炉内供给乙炔作为渗碳气体。渗碳工序S2中的渗碳气体压力保持在1kPa以下。渗碳工序S2中，渗碳温度Tc：950℃下的保持时间t2为40分钟。扩散工序S3中的渗碳气体压力保持在5hPa以下。扩散工序S3中，渗碳温度Tc：950℃下的保持时间t3为70分钟。

扩散工序S3后的均热工序S4中，将钢材温度炉冷至850℃后，在淬火温度Ts：850℃下以保持时间t4：30分钟对试验片进行均热。然后，用130℃的油实施淬火。

淬火后，对试验片实施回火。回火温度为180℃，回火温度下的保持时间为120分钟。经过保持时间后，进行空气冷却。

通过以上真空渗碳方法，将钢材(圆棒)的表面的C浓度调整为0.80质量％。

用渗碳处理(气体渗碳淬火和回火或者真空渗碳淬火和回火)后的小野式旋转弯曲试验片，进行小野式旋转弯曲疲劳试验。各试验编号分别准备多个试验片。改变对各试验片各自施加的应力，实施疲劳试验，重复1000万次(10⁷次)后，将未断裂的最高应力作为弯曲疲劳强度(MPa)。小野式旋转弯曲疲劳试验中，将转速设为3000rpm，将应力比设为循环交变。

将使用试验编号1的钢材的试验片作为基准钢。将各试验编号的弯曲疲劳强度相对于基准钢的弯曲疲劳强度之比定义为弯曲疲劳强度比。即，通过下式求出弯曲疲劳强度比(％)。

弯曲疲劳强度比(％)＝(各试验编号的弯曲疲劳强度(MPa)/基准钢的弯曲疲劳强度(MPa))×100

所得到的弯曲疲劳强度比(％)如表3的“弯曲疲劳强度比(％)”一栏所示。所得到的弯曲疲劳强度比为120％以上时，判断为可得到足够的弯曲疲劳强度。另一方面，弯曲疲劳强度比小于120％时，判断为弯曲疲劳强度低。

[(C3)面疲劳强度评价试验]

由各试验编号的钢材(直径50mm的钢棒)加工出图8所示的用于面疲劳强度评价试验的辊点蚀疲劳试验用试验片的中间品。图8中的数值表示尺寸(单位为mm)。图中的“φ”表示直径。

具体而言，对各试验编号的钢材(直径50mm的钢棒)以加热温度1200℃、保持时间30分钟的条件进行加热。然后，以最终温度为950℃以上的方式进行热加工(热锻)，制造直径35mm的钢棒。对直径35mm的钢棒进行机械加工(切削加工)，加工成辊点蚀疲劳试验用试验片的中间品。对试验编号1的中间品实施上述条件的气体渗碳处理和回火。对试验编号2～22的中间品实施上述条件的真空渗碳处理和回火。通过以上工序，制作如图8所示的辊点蚀疲劳试验用试验片(小辊试验片)。

图9是辊点蚀疲劳试验的示意图。如图9所示，将大辊试验片100以后述的面压抵在小辊试验片200上使小辊试验片200旋转。小辊试验片200为按上述试验片的方法制作的辊点蚀疲劳试验用试验片。大辊试验片具有如图10所示的形状。图10中的数值表示尺寸(单位为mm)。图中的“R700”表示外周面的曲率半径为700mm。

大辊试验片100使用如下产品：用具有相当于JIS G 4053(2016)规定的SCM420H的化学组成的钢，以与作为基准钢的试验编号1的小辊试验片200相同的条件进行气体渗碳处理后，进行了表面研磨的产品。大辊试验片100的直径为130mm。

辊点蚀疲劳试验中，以各种赫兹应力的面压将大辊试验片100压在小辊试验片200上。接触部分处的两辊试验片的圆周速度方向为相同方向，滑移率为-40％(大辊试验片100的接触部分的圆周速度比小辊试验片200大40％)，以此条件使其旋转来进行试验。向上述接触部分作为润滑油提供的ATF(AT用润滑油)的油温为90℃，大辊试验片100与小辊试验片200的接触应力的最大面压为4000MPa。试验结束次数为2000万次(2.0×10⁷次)。对于各试验编号，对多个试验片重复2.0×10⁷次后，将未发生点蚀的最高应力作为面疲劳强度(MPa)。

将使用试验编号1的钢材的试验片作为基准钢。将各试验编号的面疲劳强度相对于基准钢的面疲劳强度之比定义为面疲劳强度比。即，通过下式求出面疲劳强度比(％)。

面疲劳强度比(％)＝(各试验编号的面疲劳强度(MPa)/基准钢的面疲劳强度(MPa))×100

所得到的面疲劳强度比(％)如表3的“面疲劳强度比(％)”一栏所示。所得到的面疲劳强度比为125％以上时，判断为可得到足够的面疲劳强度。另一方面，面疲劳强度比小于125％时，判断为面疲劳强度低。

[(C4)热处理变形量评价试验]

由各试验编号的钢材(直径50mm的钢棒)制作如图11A所示的齿轮模拟试验片。具体而言，以加热温度1200℃、保持时间30分钟的条件对各试验编号的钢材(直径50mm的钢棒)进行加热。然后，以最终温度为950℃以上的方式进行热加工(热锻)，制造直径35mm的钢棒。对直径35mm的钢棒进行机械加工(切削加工)，制作渗碳处理(气体渗碳处理、真空渗碳处理)前的齿轮模拟试验片。

图11A中带有“mm”的数值表示尺寸(单位为mm)。图中的“φ”表示直径。齿轮模拟试验片具有圆锥台形状。齿轮模拟试验片具备直径22mm的圆形上表面和直径34mm的圆形下表面。齿轮模拟试验片具有包含中心轴CL2的圆柱状贯通孔TH。贯通孔TH的直径(内径)为15mm，贯通孔TH的中心轴与齿轮模拟试验片的中心轴一致。

所制作的渗碳处理前的齿轮模拟试验片的贯通孔TH的长度方向的各位置处的内径(直径)用三维测量仪进行测定。作为三维测量仪，使用株式会社三丰制的CNC三维测量仪(商品名称：Crysta-Apex)。

具体而言，如图11B所示，自贯通孔TH的长度方向的上端向下端，在距上端1.0～16.0mm的范围内，以1.0mm间距位置测定总计16个内径。此外，自贯通孔TH的长度方向的上端向下端，测定距上端0.5mm位置和距上端16.5mm位置处的内径。即，在贯通孔TH的长度方向的18个测定位置，测定贯通孔TH的内径。此外，在各测定位置，围绕中心轴CL2以10°间距测定总计18个部位(图11B中的点P1～P18)的内径。因此，在贯通孔TH中，测定18个测定位置×18个部位＝324个内径。

对上述内径测定后的齿轮模拟试验片以上述渗碳处理条件实施渗碳处理(气体渗碳淬火和回火或者真空渗碳淬火和回火)，制作渗碳处理后的齿轮模拟试验片。具体而言，对试验编号1的齿轮模拟试验片，实施上述条件的气体渗碳处理和回火。对试验编号2～22的齿轮模拟试验片，实施上述条件的真空渗碳处理和回火。对渗碳处理后的各试验编号的齿轮模拟试验片，按照与渗碳处理前的齿轮模拟试验片的贯通孔TH的内径测定方法相同的方法，测定贯通孔TH的内径。

[热处理的最大变形量比]

在贯通孔TH的各测定位置的各点P1～P18，将渗碳处理前的内径(μm)减去渗碳处理后的内径(μm)得到的值作为各测定位置的各点P1～P18处的热处理变形量。各试验编号中，求出总计324个测定结果中的最大热处理变形量。

将各试验编号的最大热处理变形量相对于基准钢(试验编号1)的最大热处理变形量之比定义为“最大变形量比”。即，通过下式求出最大变形量比(％)。

最大变形量比(％)＝(各试验编号的最大热处理变形量(mm)/基准钢的最大热处理变形量(mm))×100

所得到的最大变形量比(％)如表3的“最大变形量比(％)”一栏所示。所得到的最大变形量比为90％以下时，判断为最大变形量比小。另一方面，最大变形量比大于90％时，判断为最大变形量比大。

[热处理的变形量差比]

各试验编号中，求出总计324个测定结果中的最大热处理变形量和最小热处理变形量。将所得到的最大热处理变形量减去最小热处理变形量得到的值定义为变形量差(μm)。

将各试验编号的变形量差相对于基准钢(试验编号1)的变形量差之比定义为变形量差比。即，通过下式求出变形量差比。

变形量差比(％)＝(各试验编号的变形量差(μm)/基准钢的变形量差(μm))×100

得到的变形量差比(％)如表3的“变形量差比(％)”一栏所示。得到的变形量差比为90％以下时，判断为变形量差比小。另一方面，变形量差比大于90％时，判断为变形量差比大。

最大变形量比和变形量差比均为90％以下时，判断为热处理变形在三维上得到充分抑制。最大变形量比和/或变形量差比大于90％时，判断为热处理变形未得到充分抑制。

[试验结果]

试验结果示于表3。参见表3，试验编号4～6的钢材中，化学组成中的各元素含量合适，F1和F2满足式(1)和式(2)。此外，试验编号4～6的钢材的制造条件也合适。因此，钢材的显微组织合适。具体而言，试验编号4～6的横截面的显微组织是含有铁素体、余量为珠光体和/或贝氏体的组织。此外，铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，铁素体平均粒径比为2.00以下。此外，试验编号4～6的纵截面的显微组织是含有铁素体、余量为珠光体和/或贝氏体的组织。此外，铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，铁素体平均粒径比为2.00以下。

因此，切削性评价试验中，后刀面磨损量小于0.25mm，切削性高。此外，弯曲疲劳强度比为120％以上，面疲劳强度比为125％以上，弯曲疲劳强度和面疲劳强度均优异。此外，热处理中的最大变形量比和变形量差比为90％以下，热处理变形在三维上被充分抑制。

另一方面，试验编号2和3中，初轧工序的保持时间小于10小时。因此，钢材的横截面和纵截面的铁素体的面积分数的标准偏差大于4.0％。其结果，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号7和8中，初轧工序的加热温度过低。因此，横截面和纵截面的铁素体的面积分数的标准偏差大于4.0％。其结果，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号9和10中，精轧工序的加热温度过低。因此，横截面和纵截面的铁素体平均粒径比大于2.00。其结果，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号11和12中，精轧工序的保持时间过短。因此，横截面和纵截面的铁素体平均粒径比大于2.00。其结果，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号13和14中，精轧工序的最终温度过高。因此，横截面和纵截面的铁素体平均粒径比大于2.00。其结果，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号15和16中，精轧工序的最终温度过低。因此，横截面和纵截面的铁素体平均粒径比大于2.00。其结果，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号17和18中，冷却工序的冷却速度过慢。因此，横截面和纵截面的铁素体的面积分数的算术平均值大于70％。因此，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号19和20中，冷却工序的冷却速度过快。因此，横截面和纵截面的铁素体的面积分数的算术平均值小于50％。因此，后刀面磨损量为0.25mm以上。其结果，钢材的切削性低。

试验编号21和22中，温度保持工序的冷却速度过快。因此，纵截面的显微组织中，铁素体平均粒径比大于2.00。因此，热处理中的变形量差比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

实施例2

与实施例1同样地，准备具有如表4所示的化学组成的钢材。

[表4]

表4

通过以下方法制造钢材。对钢水用表2的制造条件b与实施例1同样地制造如表5所示的试验编号1～35的钢材(钢棒)。

[表5]

表5

[评价试验]

对于通过以上制造工序制造的钢材(钢棒)，以与实施例1相同的方法实施与实施例1相同的测定和评价试验。需要说明的是，在(C2)弯曲疲劳强度评价试验、(C3)面疲劳强度评价试验和(C4)热处理变形量评价试验中，作为基准钢，使用表1的试验编号1的钢材。

[试验结果]

试验结果示于表5。参见表5，试验编号1～18的钢材的化学组成中，各元素含量合适，F1满足式(1)，F2满足式(2)。此外，试验编号1～18的钢材的制造条件也合适。因此，钢材的显微组织合适。具体而言，试验编号1～18的横截面的显微组织由铁素体、珠光体和/或贝氏体构成，铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，铁素体平均粒径比为2.00以下。试验编号1～18的纵截面的显微组织由铁素体、珠光体和/或贝氏体构成，铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，铁素体平均粒径比为2.00以下。因此，后刀面磨损量小于0.25mm，切削性高。此外，弯曲疲劳强度比为120％以上，面疲劳强度比为125％以上，弯曲疲劳强度和面疲劳强度均优异。此外，热处理中的最大变形量比和变形量差比为90％以下，热处理变形被充分抑制。

另一方面，试验编号19～23的F2过高。因此，热处理中的最大变形量比大于90％，热处理变形未被充分抑制。

试验编号24和25的F1过低。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，弯曲疲劳强度低。

试验编号26的C含量过高。因此，后刀面磨损量为0.25mm以上，切削性低。

试验编号27的Si含量过低。因此，F1不满足式(1)。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，面疲劳强度比小于125％。其结果，弯曲疲劳强度和面疲劳强度低。

试验编号28的Si和Mn含量过低。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，面疲劳强度比小于125％。其结果，弯曲疲劳强度和面疲劳强度均不足。

试验编号29的Si含量过高。因此，后刀面磨损量为0.25mm以上，切削性低。

试验编号30的Mn含量过低。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，面疲劳强度比小于125％。其结果，弯曲疲劳强度和面疲劳强度低。

试验编号31的Mn含量过高。因此，后刀面磨损量为0.25mm以上，切削性低。此外，F1不满足式(1)。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，弯曲疲劳强度不足。

试验编号32的Mn含量过高。因此，后刀面磨损量为0.25mm以上，切削性低。

试验编号33的Cr含量过高。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，弯曲疲劳强度低。

试验编号34的Mo含量过高。因此，后刀面磨损量为0.25mm以上，切削性低。

试验编号35的Nb含量过高。因此，弯曲疲劳强度比小于120％，弯曲疲劳强度低。

以上对本公开的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式仅为用于实施本公开的示例。因此，本公开不限于上述实施方式，在不脱离本公开的精神范围内可以将上述实施方式适当变更实施。

Claims (2)

1.一种钢材，其化学组成以质量％计含有

C：0.18～0.25％、

Si：0.70～2.00％、

Mn：0.70～1.50％、

S：0.005～0.050％、

N：0.0050～0.0200％、

Al：0.001～0.100％、

O：0.0050％以下、和

P：0.030％以下，

余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)，

在作为所述钢材的与长度方向垂直的截面且为半径R的圆形的横截面上，

将所述横截面的中心位置、以及作为在径向上距所述横截面的中心为R/2的位置的围绕所述横截面的中心以45°间距配置的8处所述R/2位置定义为9处横截面观察位置时，

所述各横截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，

所述9处横截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且所述铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，

所述9处横截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下，

在作为所述钢材的与长度方向平行的截面的包含所述钢材的中心轴的纵截面上，

将在所述中心轴上以R/2间距配置的3处中心轴位置、以及在所述径向上距所述各中心轴位置为R/2的位置配置的6处所述R/2位置定义为9处纵截面观察位置时，

所述各纵截面观察位置处的显微组织含有铁素体，余量为珠光体和/或贝氏体，

所述9处纵截面观察位置处的铁素体的面积分数的算术平均值为50～70％，且所述铁素体的面积分数的标准偏差为4.0％以下，

所述9处纵截面观察位置处的铁素体的平均粒径中，最大平均粒径相对于最小平均粒径之比为2.00以下，

Si/Mn≥1.00 (1)

1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)＜0.800 (2)

在此，式(1)和式(2)中的各元素符号代入对应的元素的以质量％计的含量，不含对应的元素时，该元素符号代入“0”。

2.根据权利要求1所述的钢材，其中，

所述化学组成还含有选自由下述元素组成的组中的一种以上元素来代替一部分所述Fe：

Mo：0.50％以下、

Nb：0.050％以下、

Cr：0.60％以下、

Ti：0.020％以下、

Cu：0.50％以下、

Ni：0.80％以下、

V：0.30％以下、

Mg：0.0035％以下、

Ca：0.0030％以下、和

稀土元素：0.0050％以下。

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